JP2003342638A - 高強度ベンド管の製造法 - Google Patents
高強度ベンド管の製造法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｘ８０以上の高強度と溶接金属部の低温靱性
に優れたベンド管の製造方法を提供する。 【解決手段】 実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−低Ｓｉ
−Ｎｂ−微量Ｔｉ系の母材とＡｌ、Ｎ，酸素、Ｔｉ量の
バランスを考慮した溶接金属部を有する鋼管を８００〜
９００℃に加熱後、曲げ加工しながらその直後に焼入れ
処理する。 【効果】 母材および溶接金属部の低温靱性に優れた高
強度ベンド管（ＡＰＩ規格Ｘ６５以上）を安価に製造で
きるようになった。
に優れたベンド管の製造方法を提供する。 【解決手段】 実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−低Ｓｉ
−Ｎｂ−微量Ｔｉ系の母材とＡｌ、Ｎ，酸素、Ｔｉ量の
バランスを考慮した溶接金属部を有する鋼管を８００〜
９００℃に加熱後、曲げ加工しながらその直後に焼入れ
処理する。 【効果】 母材および溶接金属部の低温靱性に優れた高
強度ベンド管（ＡＰＩ規格Ｘ６５以上）を安価に製造で
きるようになった。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＡＰＩ規格Ｘ８０
（降伏強度：約５５１Ｎ／ｍｍ2 ）以上Ｘ１００（降伏
強度：約６８９Ｎ／ｍｍ2 ）以下の強度と高靱性を有す
るベンド管（曲がり管）の製造法に関するものである。
（降伏強度：約５５１Ｎ／ｍｍ2 ）以上Ｘ１００（降伏
強度：約６８９Ｎ／ｍｍ2 ）以下の強度と高靱性を有す
るベンド管（曲がり管）の製造法に関するものである。
【従来の技術】原油・天然ガスを輸送するパイプライン
に使用するラインパイプ（直管）や異形管（ベンド管、
エルボ−管、Ｔ字管など）には、安全性の観点から優れ
た強度、低温靱性、溶接性などが求められる。特にパイ
プライン敷設域の寒冷地化や深海化、敷設時のコスト削
減、高圧輸送によるコスト削減のニーズに伴い、Ｘ８０
〜Ｘ１００級の高強度ベンド管が要求されるようになっ
ている。
に使用するラインパイプ（直管）や異形管（ベンド管、
エルボ−管、Ｔ字管など）には、安全性の観点から優れ
た強度、低温靱性、溶接性などが求められる。特にパイ
プライン敷設域の寒冷地化や深海化、敷設時のコスト削
減、高圧輸送によるコスト削減のニーズに伴い、Ｘ８０
〜Ｘ１００級の高強度ベンド管が要求されるようになっ
ている。
【０００２】従来、ベンド管などは直管に比較して鋼管
の機械的性質（強度、低温靱性など）が劣化するため、
特開昭６２−１０２１２号公報、特開平４−１５４９１
３号公報、特開平７−３３３０号公報、特開平５−２７
９７４３号公報、特開昭５９−２３２２２５号公報な
ど、ベンド管の機械的性質を改善する方法が種々開示さ
れている。
の機械的性質（強度、低温靱性など）が劣化するため、
特開昭６２−１０２１２号公報、特開平４−１５４９１
３号公報、特開平７−３３３０号公報、特開平５−２７
９７４３号公報、特開昭５９−２３２２２５号公報な
ど、ベンド管の機械的性質を改善する方法が種々開示さ
れている。
【０００３】例えば特開昭６２−１０２１２号公報、特
開平４−１５４９１３号公報、特開平７−３３３０号公
報、特開平５−２７９７４３号公報は、鋼管を加熱後、
曲げ加工しながら焼入れした後、冷却後特定の範囲内で
焼戻し処理する方法である。しかしながらこれらの方法
は、焼戻し処理が必須であるため、生産性や製造コスト
の観点から問題があった。
開平４−１５４９１３号公報、特開平７−３３３０号公
報、特開平５−２７９７４３号公報は、鋼管を加熱後、
曲げ加工しながら焼入れした後、冷却後特定の範囲内で
焼戻し処理する方法である。しかしながらこれらの方法
は、焼戻し処理が必須であるため、生産性や製造コスト
の観点から問題があった。
【０００４】これらに対して、特開昭５９−２３２２２
５号公報では、生産性の向上や製造コストの低減を図る
ために、焼戻し処理を省略して高強度と良好な低温靱性
を確保するためのベンド管の製造法が記載されている。
しかしながら、これはＣ量の低減による強度の低下をＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加して高強度化するものであり、こ
の場合、加熱〜加工〜焼入れ後の組織中にＭＡ(Martens
ite-Austenite Constituent)、いわゆるマルテンサイト
とオ−ステナイトが共存した組織が生成するため、極低
温での靱性を安定的に確保することは不可能であると考
えられる。そこで、Ｘ８０〜Ｘ１００級の高強度を有
し、かつ低温での優れた靱性を有する高強度ベンド管の
開発が強く望まれていた。
５号公報では、生産性の向上や製造コストの低減を図る
ために、焼戻し処理を省略して高強度と良好な低温靱性
を確保するためのベンド管の製造法が記載されている。
しかしながら、これはＣ量の低減による強度の低下をＭ
ｎ，Ｃｒ，Ｍｏを添加して高強度化するものであり、こ
の場合、加熱〜加工〜焼入れ後の組織中にＭＡ(Martens
ite-Austenite Constituent)、いわゆるマルテンサイト
とオ−ステナイトが共存した組織が生成するため、極低
温での靱性を安定的に確保することは不可能であると考
えられる。そこで、Ｘ８０〜Ｘ１００級の高強度を有
し、かつ低温での優れた靱性を有する高強度ベンド管の
開発が強く望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｘ８０〜Ｘ
１００級の強度と低温での優れた靱性を有する高強度ベ
ンド管の製造技術を提供するものである。
１００級の強度と低温での優れた靱性を有する高強度ベ
ンド管の製造技術を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、質量％
で（以下、各成分の含有量は質量％を意味する。）、
Ｃ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．３以下、 Ｍ
ｎ：０．８〜２．２、Ｐ：０．０１５以下、 Ｓ：０．
００３以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０、 Ａｌ：０．００４以下、 Ｎ：
０．００１〜０．００６、 Ｏ：０．００６以下に、必
要に応じてさらに、Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：
０．１〜１．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、Ｍｏ：０．
１〜１．０、 Ｖ：０．０１〜０．１０、 Ｂ：０．０
００３〜０．００２、 Ｃａ：０．００１〜０．００５
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義
されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材
と、Ｃ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．６以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２、Ｐ：０．０１５以下、 Ｓ：
０．０１以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０、Ａ
ｌ：０．０５以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１０、
Ｏ：０．０４以下に、必要に応じてさらに、Ｎｉ：０．
１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、 Ｃｒ：０．１
〜１．０、Ｍｏ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５
〜０．０５、 Ｖ：０．０１〜０．１０、 Ｂ：０．０
００３〜０．００３、 Ｃａ：０．００１〜０．００５
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつＰ＝｛１．５（Ｏ−０．８
９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで定義されるＰ値が−０．
０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらにＣＥＷ＝Ｃ＋
Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／
１５で定義されるＣＥＷ値が０．４５〜０．７５の範囲
にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加
熱後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴とす
る低温靭性に優れた高強度ベンド管の製造法である。
で（以下、各成分の含有量は質量％を意味する。）、
Ｃ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．３以下、 Ｍ
ｎ：０．８〜２．２、Ｐ：０．０１５以下、 Ｓ：０．
００３以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０、 Ａｌ：０．００４以下、 Ｎ：
０．００１〜０．００６、 Ｏ：０．００６以下に、必
要に応じてさらに、Ｎｉ：０．１〜１．０、 Ｃｕ：
０．１〜１．０、 Ｃｒ：０．１〜１．０、Ｍｏ：０．
１〜１．０、 Ｖ：０．０１〜０．１０、 Ｂ：０．０
００３〜０．００２、 Ｃａ：０．００１〜０．００５
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義
されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にある母材
と、Ｃ：０．０３〜０．１０、 Ｓｉ：０．６以下、
Ｍｎ：１．０〜２．２、Ｐ：０．０１５以下、 Ｓ：
０．０１以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０、Ａ
ｌ：０．０５以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１０、
Ｏ：０．０４以下に、必要に応じてさらに、Ｎｉ：０．
１〜１．０、 Ｃｕ：０．１〜１．０、 Ｃｒ：０．１
〜１．０、Ｍｏ：０．１〜１．０、 Ｎｂ：０．００５
〜０．０５、 Ｖ：０．０１〜０．１０、 Ｂ：０．０
００３〜０．００３、 Ｃａ：０．００１〜０．００５
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつＰ＝｛１．５（Ｏ−０．８
９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで定義されるＰ値が−０．
０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらにＣＥＷ＝Ｃ＋
Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／
１５で定義されるＣＥＷ値が０．４５〜０．７５の範囲
にある溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加
熱後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴とす
る低温靭性に優れた高強度ベンド管の製造法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の低温靱性の優れ
た高強度ベンド管の製造方法について詳細に説明する。
従来より、極低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ、Ｃｒ）−
微量Ｔｉ鋼管を、加熱後、曲げ加工しながら焼入れ処理
することにより高強度と良好な低温靱性を確保できるこ
とが知られている（特開昭５９−２３２２２５号公
報）。しかしながらＸ８０以上に高強度化、極厚化する
場合、さらに合金元素量の増加が必要となり、ベンド管
母材の低温靱性は不十分となる。
た高強度ベンド管の製造方法について詳細に説明する。
従来より、極低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ、Ｃｒ）−
微量Ｔｉ鋼管を、加熱後、曲げ加工しながら焼入れ処理
することにより高強度と良好な低温靱性を確保できるこ
とが知られている（特開昭５９−２３２２２５号公
報）。しかしながらＸ８０以上に高強度化、極厚化する
場合、さらに合金元素量の増加が必要となり、ベンド管
母材の低温靱性は不十分となる。
【０００８】一方、ベンド管の溶接金属については、低
炭素−Ｎｂ系鋼管を加熱後、曲げ加工しながら焼入れ処
理することにより高強度と良好な低温靱性を確保できる
ことが知られている（特開平１−４４７６９号公報）。
しかしながら、高強度化する場合、さらに合金元素量の
増加が必要となるが、従来の製造法では結晶粒の粗大化
と相まって溶接金属の低温靭性は劣化する。
炭素−Ｎｂ系鋼管を加熱後、曲げ加工しながら焼入れ処
理することにより高強度と良好な低温靱性を確保できる
ことが知られている（特開平１−４４７６９号公報）。
しかしながら、高強度化する場合、さらに合金元素量の
増加が必要となるが、従来の製造法では結晶粒の粗大化
と相まって溶接金属の低温靭性は劣化する。
【０００９】そこで、加熱後曲げ加工し、焼入れままの
高強度ベンド管の母材および溶接金属部の低温靱性を改
善するために鋭意研究した結果、本発明に至った。すな
わち本発明の特徴は、（１）実質的にＡｌを含有しない
低Ｃ−低Ｓｉ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系の母材と低Ｃ−高Ｍｎ
−微量Ｔｉを含み、かつＡｌ，Ｎ，酸素，Ｔｉ量のバラ
ンスを考慮した溶接金属成分を有する鋼管であること、
（２）この鋼管を適正な温度範囲に加熱後、曲げ加工し
ながら、その直後に焼入れ処理することにあり、これら
によって母材と溶接金属部の高強度と優れた低温靱性を
同時に達成できる。
高強度ベンド管の母材および溶接金属部の低温靱性を改
善するために鋭意研究した結果、本発明に至った。すな
わち本発明の特徴は、（１）実質的にＡｌを含有しない
低Ｃ−低Ｓｉ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系の母材と低Ｃ−高Ｍｎ
−微量Ｔｉを含み、かつＡｌ，Ｎ，酸素，Ｔｉ量のバラ
ンスを考慮した溶接金属成分を有する鋼管であること、
（２）この鋼管を適正な温度範囲に加熱後、曲げ加工し
ながら、その直後に焼入れ処理することにあり、これら
によって母材と溶接金属部の高強度と優れた低温靱性を
同時に達成できる。
【００１０】低合金鋼の低温靱性は、（１）結晶粒のサ
イズ、（２）ＭＡや上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化
相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。と
くに高強度化、厚肉化するほど合金元素の添加量は必然
的に多くなり、焼入れ時の組織は上部ベイナイト主体の
組織となり、ＭＡ生成の完全抑制は困難になる。本発明
では鋼中のＳｉ量とＡｌ量を極力低減することにより、
上部ベイナイトが生成する場合でもＭＡの生成量が抑制
され、かつ微細に分散させて、低温靱性を向上させる。
ＳｉとＡｌを添加した場合には、ＳｉやＡｌはセメンタ
イトへの溶解度が小さく、セメンタイト中にＳｉやＡｌ
が固溶しないために、未変態オ−ステナイト中でγが安
定化してＭＡの生成が顕著になる。
イズ、（２）ＭＡや上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化
相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。と
くに高強度化、厚肉化するほど合金元素の添加量は必然
的に多くなり、焼入れ時の組織は上部ベイナイト主体の
組織となり、ＭＡ生成の完全抑制は困難になる。本発明
では鋼中のＳｉ量とＡｌ量を極力低減することにより、
上部ベイナイトが生成する場合でもＭＡの生成量が抑制
され、かつ微細に分散させて、低温靱性を向上させる。
ＳｉとＡｌを添加した場合には、ＳｉやＡｌはセメンタ
イトへの溶解度が小さく、セメンタイト中にＳｉやＡｌ
が固溶しないために、未変態オ−ステナイト中でγが安
定化してＭＡの生成が顕著になる。
【００１１】この効果を十分に発揮させるために、母材
のＳｉおよびＡｌの量をそれぞれＳｉ：０．３％以下、
Ａｌ：０．００４％以下に限定した。Ｓｉ、Ａｌ量の上
限の値はＭＡの生成を抑制して、低温靱性を向上させる
ために必要な値である。Ｓｉは脱酸や強度向上のために
必要な元素であり、その上限の値を０．３％とした。た
だし、Ｓｉ量は強度が確保できる範囲内でできるだけ少
ない方が望ましい。
のＳｉおよびＡｌの量をそれぞれＳｉ：０．３％以下、
Ａｌ：０．００４％以下に限定した。Ｓｉ、Ａｌ量の上
限の値はＭＡの生成を抑制して、低温靱性を向上させる
ために必要な値である。Ｓｉは脱酸や強度向上のために
必要な元素であり、その上限の値を０．３％とした。た
だし、Ｓｉ量は強度が確保できる範囲内でできるだけ少
ない方が望ましい。
【００１２】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれるが、
本発明では好ましくない元素である。Ａｌ量が０．００
４％を超えるとＨＡＺでのＭＡの生成量が顕著となり、
低温靱性の劣化を招くので、上限を０．００４％とし
た。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉ，Ａｌは
必ずしも添加する必要はない。
本発明では好ましくない元素である。Ａｌ量が０．００
４％を超えるとＨＡＺでのＭＡの生成量が顕著となり、
低温靱性の劣化を招くので、上限を０．００４％とし
た。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分であり、Ｓｉ，Ａｌは
必ずしも添加する必要はない。
【００１３】Ｃの下限０．０３％は、母材および溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の強度、低温靱性の確保ならびにＮ
ｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低
温靱性、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を
０．１０％とした。
影響部（ＨＡＺ）の強度、低温靱性の確保ならびにＮ
ｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低
温靱性、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を
０．１０％とした。
【００１４】Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので、上限を２．２
％とした。
欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので、上限を２．２
％とした。
【００１５】Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この
効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．
０１％とした。しかしＮｂを０．１０％超添加すると、
現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その
上限を０．１０％とした。
析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この
効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．
０１％とした。しかしＮｂを０．１０％超添加すると、
現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その
上限を０．１０％とした。
【００１６】Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ
再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化
を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの
低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現さ
せるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、そ
の上限は０．０３％に限定しなければならない。
再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化
を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの
低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現さ
せるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、そ
の上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００１７】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００３％
以下、０．００６％以下とする。この主たる理由は母
材、ＨＡＺ靱性の低温靱性をより一層向上させるためで
ある。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減
し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またＳ量
の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させ
る効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくし
て、低温靱性の改善に効果がある。したがってＰ，Ｓ，
Ｏ量は低いほど好ましい。
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００３％
以下、０．００６％以下とする。この主たる理由は母
材、ＨＡＺ靱性の低温靱性をより一層向上させるためで
ある。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減
し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またＳ量
の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させ
る効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくし
て、低温靱性の改善に効果がある。したがってＰ，Ｓ，
Ｏ量は低いほど好ましい。
【００１８】ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時およ
び溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかし多過ぎるとスラブ
表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるの
で、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
び溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかし多過ぎるとスラブ
表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるの
で、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００１９】さらに、ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋
Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣ
ＥＢ値を０．４〜０．６の範囲に限定する必要がある。
ＣＥＢ値が０．４未満では十分な強度が得られない。ま
たＣＥＢ値が０．６を超えると強度が大きく上昇し、靭
性の劣化が起こる。
Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣ
ＥＢ値を０．４〜０．６の範囲に限定する必要がある。
ＣＥＢ値が０．４未満では十分な強度が得られない。ま
たＣＥＢ値が０．６を超えると強度が大きく上昇し、靭
性の劣化が起こる。
【００２０】一方、鋼管長手方向の溶接金属部の低温靱
性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）島状マルテンサイ
トなどの硬化相の分散状態など種々の冶金学的要因に支
配される。とくに高強度化、厚肉化するほど合金元素の
添加量は必然的に多くなり、焼入れ時の組織は上部ベイ
ナイト主体の組織となり、従来の加熱温度においては結
晶粒の粗大化と相まって靭性の劣化は避けられない。
性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）島状マルテンサイ
トなどの硬化相の分散状態など種々の冶金学的要因に支
配される。とくに高強度化、厚肉化するほど合金元素の
添加量は必然的に多くなり、焼入れ時の組織は上部ベイ
ナイト主体の組織となり、従来の加熱温度においては結
晶粒の粗大化と相まって靭性の劣化は避けられない。
【００２１】そこで、Ａｌ、Ｎ，酸素およびＴｉ量のバ
ンランスを適正化することにより低温靱性を飛躍的に改
善できることがわかった。すなわちＰ＝｛１．５（Ｏ−
０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで表される式におい
て、Ｐ値が−０．０１０〜０．０１０％になるように各
成分を適正化することにより、低温靱性が向上する。Ｐ
値はＴｉ量の過不足を示したもので、Ｐ値が低い（マイ
ナス）場合にはＴｉが過剰に添加されていることにな
り、ＴｉＣなど析出硬化により低温靱性が劣化する。一
方Ｐ値が高い（プラス）場合にはＴｉ量が不足（または
酸素量が過剰）しているために、低温靱性が劣化する。
良好な低温靱性を得るためにはＰ値を−０．０１０〜
０．０１０％にする必要がある。
ンランスを適正化することにより低温靱性を飛躍的に改
善できることがわかった。すなわちＰ＝｛１．５（Ｏ−
０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで表される式におい
て、Ｐ値が−０．０１０〜０．０１０％になるように各
成分を適正化することにより、低温靱性が向上する。Ｐ
値はＴｉ量の過不足を示したもので、Ｐ値が低い（マイ
ナス）場合にはＴｉが過剰に添加されていることにな
り、ＴｉＣなど析出硬化により低温靱性が劣化する。一
方Ｐ値が高い（プラス）場合にはＴｉ量が不足（または
酸素量が過剰）しているために、低温靱性が劣化する。
良好な低温靱性を得るためにはＰ値を−０．０１０〜
０．０１０％にする必要がある。
【００２２】溶接金属のＣの下限０．０３％は溶接金属
部の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による
析出硬化、結晶粒の微細化効果などを発揮させるための
最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地
溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とし
た。
部の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による
析出硬化、結晶粒の微細化効果などを発揮させるための
最小量である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地
溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とし
た。
【００２３】Ｓｉは溶接金属部において脱酸や強度向上
のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靱性
を劣化させるので、上限を０．６％とした。溶接金属の
脱酸はＴｉあるいはＡｌのみでも十分である。
のため添加する元素であるが、多く添加すると低温靱性
を劣化させるので、上限を０．６％とした。溶接金属の
脱酸はＴｉあるいはＡｌのみでも十分である。
【００２４】Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので上限を２．２％
とした。
欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので上限を２．２％
とした。
【００２５】Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この
効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．
００５％とした。しかしＮｂを０．０５％以上添加する
と、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、
その上限を０．０５％とした。
析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この
効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．
００５％とした。しかしＮｂを０．０５％以上添加する
と、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、
その上限を０．０５％とした。
【００２６】Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ
再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化
を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの
低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現さ
せるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、そ
の上限は０．０３％に限定しなければならない。
再加熱時および溶接ＨＡＺのオ−ステナイト粒の粗大化
を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの
低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現さ
せるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、そ
の上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００２７】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
で組織の微細化にも効果を有する。しかしＡｌ量が０．
０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清
浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
で組織の微細化にも効果を有する。しかしＡｌ量が０．
０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清
浄度を害するので、上限を０．０５％とした。
【００２８】ＮはＴｉＮを形成して再加熱時のオ−ステ
ナイト粒の粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。こ
のために必要な最小量は０．００１％である。しかし多
過ぎると固溶Ｎの増加による靱性の劣化の原因となるの
で、その上限は０．０１０％に抑える必要がある。
ナイト粒の粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。こ
のために必要な最小量は０．００１％である。しかし多
過ぎると固溶Ｎの増加による靱性の劣化の原因となるの
で、その上限は０．０１０％に抑える必要がある。
【００２９】Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくして、
低温靱性の改善に効果がある。したがってＯ量は低いほ
ど好ましい。Ｏ量が多すぎると清浄度が劣化して、低温
靱性が劣化するので、その上限の値は０．０４％であ
る。
低温靱性の改善に効果がある。したがってＯ量は低いほ
ど好ましい。Ｏ量が多すぎると清浄度が劣化して、低温
靱性が劣化するので、その上限の値は０．０４％であ
る。
【００３０】さらに本発明では、不純物元素であるＰ、
Ｓ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．０１％以下と
する。この主たる理由は母材、ＨＡＺ靱性の低温靱性を
より一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造
スラブの中心偏析を低減し、粒界破壊を防止し低温靱性
を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低
減して延靱性を向上させる効果がある。したがってＰ，
Ｓ量は低いほど好ましい。
Ｓ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．０１％以下と
する。この主たる理由は母材、ＨＡＺ靱性の低温靱性を
より一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造
スラブの中心偏析を低減し、粒界破壊を防止し低温靱性
を向上させる。またＳ量の低減は延伸化したＭｎＳを低
減して延靱性を向上させる効果がある。したがってＰ，
Ｓ量は低いほど好ましい。
【００３１】次にＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｂ，Ｃａを添加する理由について説明する。基本となる
成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本
発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚
の拡大や母材の強度・靱性などの特性の向上をはかるた
めである。したがって、その添加量は自ら制限されるべ
き性質のものである。
Ｂ，Ｃａを添加する理由について説明する。基本となる
成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本
発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚
の拡大や母材の強度・靱性などの特性の向上をはかるた
めである。したがって、その添加量は自ら制限されるべ
き性質のものである。
【００３２】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に
比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温
靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。この効果を発揮させるために０．１％以上
の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると経済
性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させ
るので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造
時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効で
ある。
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に
比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温
靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。この効果を発揮させるために０．１％以上
の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると経済
性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させ
るので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造
時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効で
ある。
【００３３】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし過剰に添加すると析出硬化により
母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが
生じるので、その上限を１．０％とした。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし過剰に添加すると析出硬化により
母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが
生じるので、その上限を１．０％とした。
【００３４】Ｃｒは母材の強度を増加させる効果があ
り、この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ
靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．
０％である。
り、この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ
靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．
０％である。
【００３５】Ｍｏを添加する理由は母材、溶接部の強度
を増加させる効果がある。Ｎｂと共存して制御圧延時に
オ−ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オ−ステナイ
ト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得る
ためには、Ｍｏは最低０．１％必要である。しかし過剰
なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるの
で、その上限を１．０％とした。
を増加させる効果がある。Ｎｂと共存して制御圧延時に
オ−ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オ−ステナイ
ト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得る
ためには、Ｍｏは最低０．１％必要である。しかし過剰
なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるの
で、その上限を１．０％とした。
【００３６】Ｎｂは結晶粒の微細化や析出硬化に寄与
し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させ
るための最小量として、その下限を０．００５％とし
た。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接
性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を
０．０５％とした。
し、鋼を強靱化する作用を有する。この効果を発揮させ
るための最小量として、その下限を０．００５％とし
た。しかしＮｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接
性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を
０．０５％とした。
【００３７】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。この
効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要
である。その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の点から
０．１０％まで許容できる。
効果を発揮させるためには０．０１％以上の添加が必要
である。その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の点から
０．１０％まで許容できる。
【００３８】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め
る。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．
０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温
靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向
上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．
００３０％とした。
る。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．
０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温
靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向
上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．
００３０％とした。
【００３９】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させる。しかしＣａ量が０．００１％未
満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添
加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、
大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現
地溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を
０．００１〜０．００５％に制限した。
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させる。しかしＣａ量が０．００１％未
満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添
加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスタ−、
大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現
地溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を
０．００１〜０．００５％に制限した。
【００４０】さらに、ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋
Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣ
ＥＷ値を０．４５〜０．７５の範囲に限定する必要があ
る。ＣＥＢ値が０．４未満では十分な強度が得られな
い。またＣＥＢ値が０．６を超えると強度が大きく上昇
し、靭性の劣化が起こる。なお、上記成分を有する鋼の
圧延方法として、制御圧延または制御圧延〜加速冷却す
ることが望ましい。これはベンド管の袖部の強度と低温
靱性を確保するためである。
Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５で定義されるＣ
ＥＷ値を０．４５〜０．７５の範囲に限定する必要があ
る。ＣＥＢ値が０．４未満では十分な強度が得られな
い。またＣＥＢ値が０．６を超えると強度が大きく上昇
し、靭性の劣化が起こる。なお、上記成分を有する鋼の
圧延方法として、制御圧延または制御圧延〜加速冷却す
ることが望ましい。これはベンド管の袖部の強度と低温
靱性を確保するためである。
【００４１】次に製造条件の限定理由について説明す
る。本発明では、鋼管を８００〜９００℃の温度範囲に
再加熱後、曲げ加工して、その後焼入れする必要があ
る。鋼管の加熱温度を８００℃以上とする理由は、オ−
ステナイト域で合金元素を十分に溶体化させ、強度と低
温靱性を向上させるためである。しかし加熱温度が９０
０℃を超えると、溶接金属において加熱時のオ−ステナ
イト粒が著しく成長し、結晶粒が大きくなって低温靱性
の劣化を招いたり、ベンド管の所定の寸法が得られなく
なるためである。このため加熱温度の上限は９００℃と
した。
る。本発明では、鋼管を８００〜９００℃の温度範囲に
再加熱後、曲げ加工して、その後焼入れする必要があ
る。鋼管の加熱温度を８００℃以上とする理由は、オ−
ステナイト域で合金元素を十分に溶体化させ、強度と低
温靱性を向上させるためである。しかし加熱温度が９０
０℃を超えると、溶接金属において加熱時のオ−ステナ
イト粒が著しく成長し、結晶粒が大きくなって低温靱性
の劣化を招いたり、ベンド管の所定の寸法が得られなく
なるためである。このため加熱温度の上限は９００℃と
した。
【００４２】加熱後、鋼管を曲げ加工して、その直後に
焼入れ処理する必要がある。これは曲げ加工後直ちに焼
入れ処理することにより高強度と優れた低温靱性を得る
ためである。曲げ加工後、直ちに焼入れしないと鋼管の
温度が低下して、フェライトなどの生成により高強度化
が達成できない。なお、焼入れ処理時の冷却速度は１０
℃／秒以上が望ましい。
焼入れ処理する必要がある。これは曲げ加工後直ちに焼
入れ処理することにより高強度と優れた低温靱性を得る
ためである。曲げ加工後、直ちに焼入れしないと鋼管の
温度が低下して、フェライトなどの生成により高強度化
が達成できない。なお、焼入れ処理時の冷却速度は１０
℃／秒以上が望ましい。
【００４３】
【実施例】種々の成分を有する鋼板を溶接して鋼管を製
造した。成形方法はＵＯＥおよびＢＲ（ベンディングロ
−ル）である。その後、種々の溶接金属成分を有する鋼
管からベンド管を製造して、諸性質を調査した。機械的
性質は圧延と直角方向で調査した。母材及び溶接金属の
成分、鋼管の製造法、ベンド条件、及び母材及び溶接金
属の機械的性質を表１（表１−１、表１−２）及び表２
に示す。表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた
強度・低温靱性を有する。
造した。成形方法はＵＯＥおよびＢＲ（ベンディングロ
−ル）である。その後、種々の溶接金属成分を有する鋼
管からベンド管を製造して、諸性質を調査した。機械的
性質は圧延と直角方向で調査した。母材及び溶接金属の
成分、鋼管の製造法、ベンド条件、及び母材及び溶接金
属の機械的性質を表１（表１−１、表１−２）及び表２
に示す。表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた
強度・低温靱性を有する。
【００４４】これに対して比較鋼は、化学成分または鋼
管製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。すな
わち、鋼６は母材のＣ量が多過ぎるため、母材の低温靱
性が悪い。鋼７は母材のＭｎ量が高過ぎるため、母材の
低温靱性が悪い。鋼８は母材のＡｌ量が多過ぎるため、
ＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼９は母材のＣＥＢ値が小さ
いため、十分な強度が得られない。鋼１０は母材のＣＥ
Ｂ値が大きいため、強度が著しく上昇し、低温靭性も悪
い。
管製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。すな
わち、鋼６は母材のＣ量が多過ぎるため、母材の低温靱
性が悪い。鋼７は母材のＭｎ量が高過ぎるため、母材の
低温靱性が悪い。鋼８は母材のＡｌ量が多過ぎるため、
ＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼９は母材のＣＥＢ値が小さ
いため、十分な強度が得られない。鋼１０は母材のＣＥ
Ｂ値が大きいため、強度が著しく上昇し、低温靭性も悪
い。
【００４５】鋼１１は溶接金属のＣ量が多過ぎるため、
溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１２は溶接金属のＭｎ量
が少な過ぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１３は
Ｐ値が小さすぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼
１４はＰ値が高すぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。
鋼１５は鋼管の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が
悪い。鋼１６は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が
低い。鋼１７は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１２は溶接金属のＭｎ量
が少な過ぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１３は
Ｐ値が小さすぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼
１４はＰ値が高すぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。
鋼１５は鋼管の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が
悪い。鋼１６は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が
低い。鋼１７は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】
【発明の効果】本発明により低温靱性に優れた高強度ベ
ンド管（ＡＰＩ規格Ｘ８０以上）が安定して製造できる
ようになった。その結果、パイプラインの輸送効率の向
上が可能となった。
ンド管（ＡＰＩ規格Ｘ８０以上）が安定して製造できる
ようになった。その結果、パイプラインの輸送効率の向
上が可能となった。
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フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16
38/58 38/58
Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06
Ｆターム(参考） 4E001 AA03 CA02 CC03 EA10
4K042 AA09 AA24 BA02 CA02 CA03
CA05 CA06 CA08 CA09 CA10
CA12 CA13 DA01 DC02 DE02
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ、 ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にあ
る母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０４％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ、 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲に
あり、さらにかつ、 ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎ
ｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＷ値が０．４５〜０．７５の範囲にあ
る溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱
後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴とする
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下 を含有し、さらに、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％ Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち一種または二種
以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、かつ ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にあ
る母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６以下％、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１以下％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５以下％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０４以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ、 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲に
あり、さらに、 ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎ
ｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＷ値が０．４５〜０．７５の範囲にあ
るる溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱
後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴とする
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３以下％、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５以下％、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ、 ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にあ
る母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０４％以下 に、さらに、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、 かつ、Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲に
あり、さらに、 ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＷ値が０．４５〜０．７５の範囲にあ
る溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱
後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴とする
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。 - 【請求項４】 質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、Ｏ ：０．００６％以下 に、さらに、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち一種または二種
以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、かつ、 ＣＥＢ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＢ値が０．４０〜０．６０の範囲にあ
る母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０４％以下 に、さらに、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３、Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ、Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．
８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉで定義されるＰ値が−
０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、さらに、 ＣＥＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ で定義されるＣＥＷ値が０．４５〜０．７５の範囲にあ
る溶接金属部を有する鋼管を８００〜９００℃に加熱
後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴とする
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。
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